CN116607048A - 一种用于精密铸造的γ-TiAl合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉属于轻质耐高温Ti‑Al系金属间化合物领域，具体为一种用于精密铸造的γ‑TiAl合金及其制备方法，适于熔模精密铸造成形的等轴、细小晶粒度的TiAl合金。采用真空电弧自耗熔炼VAR+真空电弧凝壳熔炼VSM或二次真空电弧自耗熔炼的制备工艺路线，合金成分具体范围：Ti‑(42～44)Al‑(1.7～2.3)Mo‑(1.7～2.3)Nb–(0.6～1.0)B‑(0.1～0.2)C(at％)或Ti‑(28.5～29.8)Al‑(2.3～3.3)Mo‑(4.0～5.2)Nb‑(0.20～0.28)B‑(0.03～0.06)C(wt％)。本发明通过优化Al元素含量调整合金凝固路线及大量TiB2形核剂的添加，避免传统TiAl合金凝固形成的粗大柱状晶，使铸态基体具备细小均匀等轴晶粒，实现了铸态TiAl合金显微组织及其力学行为的稳定控制。
Description
技术领域
本发明涉属于轻质耐高温Ti-Al系金属间化合物领域，具体为一种用于精密铸造的γ-TiAl合金及其制备方法，适于熔模精密铸造成形的等轴、细小晶粒度的TiAl合金成分。
背景技术
国际著名发动机GE公司设计了TiAl-4822合金，合金塑性为当时最佳水平(延伸率2％)，2006年将TiAl合金叶片应用在Boeing787客机动力的GEnx发动机的低压涡轮6级和7级叶片，以及B747客机的Genx-2B发动机和B777X客机的GE9X发动机。欧洲snecma公司也将TiAl-4822合金低压涡轮叶片应用于320/737客机的Leap-1A/Leap-1B发动机、建立了TiAl-4822合金叶片的供应链，实现了叶片的稳定批产。但TiAl-4822合金成分铸态为粗大全片层组织，晶粒在500～1500μm范围(图1)，晶粒粗大往往导致叶身部位只有几个晶粒构成，晶界部位或晶粒的趋向是力学性能的薄弱环节，叶片的榫头、叶身和封严齿等薄厚不一的部位力学性能的稳定性也得不到很好的保证。且叶片较厚的部位宏观柱状晶结构也会导致很强的各向异性，为此该合金需要繁琐的四步热处理方法来细化显微组织(图2)，叶片制备成本较高，晶粒度细化的结果受工艺条件及铸件薄厚相差显著，严重影响了叶片制备质量稳定性。
发明内容
本发明的目的在于提供一种用于精密铸造的γ-TiAl合金及其制备方法，通过合金凝固无需热处理直接获得一种含钛、铝、铌、钼、硼及碳元素的细小全片层组织TiAl合金，该组织具有良好的高温综合力学性能，适用于低压涡轮叶片、旋流器等复杂结构航空部件。
本发明的技术方案是：
一种用于精密铸造的γ-TiAl合金，按原子百分比计，γ-TiAl合金的成分如下：Al42～44％，Mo1.7～2.3％，Nb1.7～2.3％，B0.6～1.0％，C 0.1～0.2％，Ti余量。
一种用于精密铸造的γ-TiAl合金，按质量百分比计，γ-TiAl合金的成分如下：Al28.5～29.8％，Mo2.3～3.3％，Nb4.0～5.2％，B0.20～0.28％，C 0.03～0.06％，Ti余量。
所述的用于精密铸造的γ-TiAl合金的制备方法，采用真空电弧自耗熔炼VAR，与真空电弧凝壳熔炼VSM或二次真空电弧自耗的组合熔炼方式获得。
所述的用于精密铸造的γ-TiAl合金的制备方法，原材添加为海绵钛、AlMo中间合金、AlNb中间合金、TiB2或AlB中间合金、TiC中间合金及Al豆，经过按照要求成分的百分比均匀混合压制成致密电极后，进行真空电弧熔炼。
本发明的设计思想是：
本发明调整Al含量在42～44at％范围，使合金的γ凝固路线转变为β凝固路线，避免Al含量在45％～49at％之间的α相包晶反应形成，以及γ{111}或{202}片层面垂直于热流方向导致的各向异性。该合金通过优化Al元素含量调整合金凝固路线及大量TiB2形核剂的添加，避免传统TiAl合金凝固形成的粗大柱状晶，使铸态基体具备细小均匀等轴晶粒，保证组织具有良好且稳定的力学性能。
本发明结合低Al含量成分及Mo、Nb元素的综合影响，突破了TiAl合金中B元素添加0.15at％上限的理论概念，创造性通过大量添加0.6～1.0at％的B细化元素，形成TiB2来显著细化晶粒和改善合金的流动性，实现了铸态TiAl合金显微组织及其力学行为的稳定控制。
本发明的优点及有益效果是：
1、本发明TiAl-NMB合金材料特点，采用真空电弧自耗熔炼VAR+真空电弧凝壳熔炼VSM或二次真空电弧自耗熔炼的制备工艺路线。在工况条件下β凝固形成平均晶粒度小于100μm全片层显微组织，其细小全片层组织对铸件壁厚不敏感，晶粒度不会随壁厚增加有明显变化；全片层组织对脆性TiAl合金而言，对裂纹扩展有很好的遏制能力，对材料的高周疲劳性能提升有很好保证；晶粒细小的铸态等轴组织使基体保持相对的较高的强度及稳定的力学行为，各向同性及力学收敛性非常好。
2、TiAl合金的密度仅为镍基高温合金密度的一半，TiAl合金因良好的比强度和比模量在600～700℃温度范围替代高温合金材料制备高推重比航空发动机的热端关键承力部件，本发明铸态TiAl合金在传统γ-TiAl合金基础上成分进行优化，使粗大铸态TiAl合金晶粒度可以不经过热处理等措施，通过成分优化设计使其凝固铸态组织直接具备晶粒细小的组织，且全片层组织结构具备很好的抗裂纹扩展及疲劳性能，满足TiAl合金精密铸件在高推重比航空发动机的综合力学性能要求。
3、本发明TiAl-NMB合金替代镍基高温合金制作大涵道比航空发动机低压涡轮末两级叶片可大幅减轻发动机的静载荷和动载荷重量，对提高发动机的推重比和燃油效率贡献极为明显。用TiAl-NMB合金替代镍基K417G高温合金制作发动机低压涡轮末级叶片，可实现工作叶片自身减重50％，叶片静载荷减重约5～10kg，叶片减重后将显著降低对涡轮盘的离心负荷，对航空发动机减重目标的实现具有重要的意义。
附图说明
图1为传统TiAl-4822合金铸态组织。
图2为传统TiAl-4822合金晶粒四步细化热处理后近γ铸态组织。
图3为本发明TiAl-NMB合金细小全片层铸态组织。
图4为本发明TiAl-NMB合金航空发动机燃烧室旋流器各部位晶粒度分布统计。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
本实施例中，TiAl-NMB合金的组成为Ti-44Al-2.0Nb-2.0Mo-0.8B-0.1C(at％)或Ti-29.8Al-4.6Nb-2.8Mo-0.26B-0.03C(wt％)。经过按照要求成分通过原料均匀混合后压制成10kg电极，六个电极组合真空焊接后，采用一次真空自耗电弧熔炼VAR(Vacuum ArcRemelting)制备出直径为170mm、长度为700mm的一次预合金化铸锭。用于压制电极的材料为按照上述成分配置的海绵钛、纯铝、AlMo、AlNb、TiC和TiB2等中间合金颗粒添加，原料的粒径为：海绵钛3～12.7mm，纯铝(Al豆)6～12mm，AlMo中间合金1～4mm，AlNb中间合金1～3mm，TiC中间合金和TiB2中间合金小于100目。
将两个一次预合金化铸锭在真空或氩气氛围条件下组合焊接，再次通过二次真空自耗电弧熔炼VAR熔炼成直径220mm的120kg铸锭。
本实施例中，采用一次真空电弧自耗熔炼VAR+二次真空电弧自耗熔炼VAR组合熔炼方式获得TiAl-NMB合金后，将二次熔炼的铸锭锯切四份，每一份30kg放置真空感应水冷铜坩埚ISM(induction skull melting)中熔炼浇铸TiAl合金低压涡轮叶片，该叶片具有细小均匀的全片层组织。在叶片最薄部位排气边/进气边与最厚部位榫头部位晶粒度接近(30～70μm)，见图4。在650℃温度下，叶片材料具备屈服强度σ0.2≥400MPa，断裂强度σb≥500MPa，延伸率≥5％，疲劳极限强度≥350MPa，明显优于传统TiAl-4822合金性能100～120MPa。
实施例2
本实施例中，TiAl-NMB合金的组成为Ti-42Al-2.0Nb-2.0Mo-1.0B-0.2C(at％)或Ti-28.5Al-4.6Nb-2.8Mo-0.28B-0.06C(wt％)。经过按照要求成分通过原料均匀混合后压制成22kg电极，六个电极组合真空焊接后，采用一次真空自耗电弧熔炼VAR(Vacuum ArcRemelting)制备直径为220mm、长度为1000mm的一次预合金化铸锭。用于压制电极的材料为按照上述成分配置的海绵钛、纯铝、AlMo、AlNb、TiC和AlB等中间合金颗粒添加，原料的粒径为：海绵钛8～12.7mm，纯铝(Al豆)6～9mm，AlMo中间合金1～3mm，AlNb中间合金1～2mm，TiC中间合金和AlB中间合金小于80目。
将一次预合金化铸锭在真空或氩气氛围条件下焊接辅助导杆，再次通过真空凝壳熔炼VSM(Vacuum skull melting)熔炼浇铸成直径80mm的5～7kg分模铸锭22个，这样不用锯切，便于下一步精密铸造精确重量投料。
本实施例中，采用真空电弧自耗熔炼VAR+真空电弧凝壳熔炼VSM组合熔炼方式获得TiAl-NMB合金后，将二次凝壳熔炼的铸锭根据需求重量分成相应份数，如30kg放置水冷铜坩埚中熔炼浇铸TiAl合金增压叶轮，该叶轮无论中心轴，还是周边薄壁叶片都均为全片层组织结构，晶粒度在50～150μm范围，呈现出很好的显微组织均匀性。在700℃温度下，叶轮材料具备屈服强度σ0.2≥350MPa，断裂强度σb≥480MPa，延伸率≥8％，疲劳极限强度≥320MPa，优于传统TiAl-4822合金性能50～100MPa。
实施例3
本实施例中，TiAl-NMB合金的组成为Ti-43Al-2.0Nb-2.0Mo-0.6B-0.15C(at％)或Ti-29.2Al-4.6Nb-2.8Mo-0.20B-0.045C(wt％)。经过按照要求成分通过原料均匀混合后压制成4kg电极，四个电极组合真空焊接后，采用一次真空自耗电弧熔炼VAR(Vacuum ArcRemelting)制备直径为120mm、长度为500mm的一次预合金化铸锭。用于压制电极的材料为按照上述成分配置的海绵钛、纯铝、AlMo、AlNb、TiC和TiB2等中间合金颗粒添加，原料的粒径为：海绵钛3～6mm，纯铝(Al豆)3～8mm，AlMo中间合金2～4mm，AlNb中间合金2～3mm，TiC中间合金和TiB2中间合金小于60目。
将四个一次预合金化铸锭在真空或氩气氛围条件下组合焊接，并焊接上辅助导杆，再次通过二次真空自耗电弧熔炼VAR熔炼成直径170mm的64kg铸锭。
本实施例中，采用一次真空电弧自耗熔炼VAR+二次真空电弧自耗熔炼VAR组合熔炼方式获得TiAl-NMB合金后，将二次熔炼的铸锭锯切四份，每一份16kg放置真空感应水冷铜坩埚ISM(induction skull melting)中熔炼浇铸TiAl合金涡流器，涡流器叶轮最薄厚度仅有0.7mm，TiAl-4822合金成型难度极大，薄壁局部晶粒数量偏小，通过优化合金成分，能很好进行充型且形成细小晶粒，使叶轮的综合力学性能得到极大提高。
表1二种TiAl合金铸态性能对比
由表1和图3可以看出，本发明针对TiAl-4822弊端，提出了精密铸造用的TiAl合金优化成分，仅通过成分就能达到TiAl合金铸态最佳的细小全片层组织，使可铸性提高，并具有良好的高温性能和疲劳性能。
Claims (4)
1.一种用于精密铸造的γ-TiAl合金，其特征在于，按原子百分比计，γ-TiAl合金的成分如下：Al42～44％，Mo1.7～2.3％，Nb1.7～2.3％，B0.6～1.0％，C 0.1～0.2％，Ti余量。
2.一种用于精密铸造的γ-TiAl合金，其特征在于，按质量百分比计，γ-TiAl合金的成分如下：Al28.5～29.8％，Mo2.3～3.3％，Nb4.0～5.2％，B0.20～0.28％，C0.03～0.06％，Ti余量。
3.一种权利要求1至2之一所述的用于精密铸造的γ-TiAl合金的制备方法，其特征在于，采用真空电弧自耗熔炼VAR，与真空电弧凝壳熔炼VSM或二次真空电弧自耗的组合熔炼方式获得。
4.按照权利要求3所述的用于精密铸造的γ-TiAl合金的制备方法，其特征在于，原材添加为海绵钛、AlMo中间合金、AlNb中间合金、TiB2或AlB中间合金、TiC中间合金及Al豆，经过按照要求成分的百分比均匀混合压制成致密电极后，进行真空电弧熔炼。
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